JP2018056516A - 軟磁性合金 - Google Patents

Abstract

【課題】保磁力が低く、かつ、透磁率が高い軟磁性合金を提供する。【解決手段】Ｆｅを主成分とする軟磁性合金であって、Ｆｅ含有量が軟磁性合金の平均組成よりも多い領域が繋がっているＦｅ組成ネットワーク相からなる。Ｆｅ組成ネットワーク相は、局所的にＦｅ含有量が周囲よりも高くなるＦｅ含有量の極大点を有する。互いに隣接する極大点間を結ぶ仮想線を設定した場合において、軟磁性合金１μｍ３あたりの仮想線合計距離が１０ｍｍ〜２５ｍｍである。仮想線平均距離が６ｎｍ以上１２ｎｍ以下である。【選択図】なし

Description

本発明は、軟磁性合金に関する。

近年、電子・情報・通信機器等において低消費電力化および高効率化が求められている。さらに、低炭素化社会へ向け、上記の要求が一層強くなっている。そのため、電子・情報・通信機器等の電源回路にも、エネルギー損失の低減や電源効率の向上が求められている。そして、電源回路に使用させる磁器素子の磁心には透磁率の向上およびコアロス（磁心損失）の低減が求められている。コアロスを低減すれば、電力エネルギーのロスが小さくなり、高効率化および省エネルギー化が図られる。

特許文献１には、粉末の粒子形状を変化させることにより、透磁率が大きく、コアロスが小さく、磁心に適した軟磁性合金粉末を得たことが記載されている。しかし、現在ではさらに透磁率が大きく、コアロスが小さい磁心が求められている。

特開２０００−３０９２４号公報

磁心のコアロスを低減する方法として、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することが考えられる。

本発明の目的は、保磁力が低く、かつ、透磁率が高い軟磁性合金を提供することである。

上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性合金は、
Ｆｅを主成分とする軟磁性合金であって、
前記軟磁性合金はＦｅ含有量が前記軟磁性合金の平均組成よりも多い領域が繋がっているＦｅ組成ネットワーク相からなり、
前記Ｆｅ組成ネットワーク相は、局所的にＦｅ含有量が周囲よりも高くなるＦｅ含有量の極大点を有し、
互いに隣接する前記極大点間を結ぶ仮想線を設定した場合において、前記軟磁性合金１μｍ^３あたりの仮想線合計距離が１０ｍｍ〜２５ｍｍであり、
仮想線平均距離が６ｎｍ以上１２ｎｍ以下であることを特徴とする。

本発明に係る軟磁性合金は、上記のＦｅ組成ネットワーク相を有することで、保磁力が低く、かつ、透磁率が高くなる。

本発明に係る軟磁性合金は、前記仮想線の距離の標準偏差が６ｎｍ以下であることが好ましい。

本発明に係る軟磁性合金は、距離が４ｎｍ以上１６ｎｍ以下である前記仮想線の存在割合が８０％以上であることが好ましい。

本発明に係る軟磁性合金は、前記軟磁性合金全体に占める前記Ｆｅ組成ネットワーク相の体積割合が２５ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。

本発明に係る軟磁性合金は、前記Ｆｅ組成ネットワーク相の含有体積割合が３０ｖｏｌ％以上４０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。

本発明の一実施形態における軟磁性合金のＦｅ濃度分布を三次元アトムプローブで観察した写真である。 本発明の一実施形態における軟磁性合金が有するネットワーク構造モデルの写真である。 極大点を探索する工程の模式図である。 極大点を全て結ぶ仮想線を生成した状態の模式図である。 Ｆｅ含有量が平均値を超える領域と平均値以下の領域とに区分した状態の模式図である。 Ｆｅ含有量が平均値以下の領域を通過する仮想線を削除した状態の模式図である。 三角形内部にＦｅ含有量が平均値以下の部分がない場合に、三角形を形成する仮想線のうち最も長い仮想線を削除した状態の模式図である。 単ロール法の模式図である。 各組成における仮想線の長さと仮想線数割合との関係を表すグラフである。

以下、本発明の実施形態について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅを主成分とする軟磁性合金である。「Ｆｅを主成分とする」とは、具体的には、軟磁性合金全体に占めるＦｅの含有量が６５原子％以上である軟磁性合金を指す。

本実施形態に係る軟磁性合金の組成は、Ｆｅを主成分とする点以外には特に制限はない。Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金やＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金が例示されるが、その他の軟磁性合金でもよい。

なお、以下の記載では、軟磁性合金の各元素の含有率について、特に母数の記載が無い場合は、軟磁性合金全体を１００原子％とする。

Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金を用いる場合には、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の組成をＦｅ_ａＣｕ_ｂＭ_ｃＳｉ_ｄＢ_ｅＣ_ｆと表す場合に、以下の式を満たすことが好ましい。以下の式を満たすことにより、後述する仮想線合計距離が大きくなる傾向にあり、好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得ることが容易になる傾向にある。さらに、保磁力が低く透磁率が高い軟磁性合金を得ることが容易になる傾向にある。なお、下記組成からなる軟磁性合金は原材料が比較的安価となる。本願におけるＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金には、ｆ＝０、すなわち、Ｃを含有しない軟磁性合金も含まれるものとする。

ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１００
０．１≦ｂ≦３．０
１．０≦ｃ≦１０．０
１１．５≦ｄ≦１７．５
７．０≦ｅ≦１３．０
０．０≦ｆ≦４．０

Ｃｕの含有量（ｂ）は、０．１〜３．０原子％であることが好ましく、０．５〜１．５原子％であることがより好ましい。また、Ｃｕの含有量が少ないほど、後述する単ロール法により軟磁性合金からなる薄帯を作製し易くなる傾向にある。

Ｍは遷移金属元素である。好ましくは、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏからなる群から選択される１種以上である。また、ＭとしてＮｂを含有することが好ましい。

Ｍの含有量（ｃ）は、１．０〜１０．０原子％であることが好ましく、３．０〜５．０原子％であることがより好ましい。

Ｓｉの含有量（ｄ）は、１１．５〜１７．５原子％であることが好ましく、１３．５〜１５．５原子％であることがより好ましい。

Ｂの含有量（ｅ）は、７．０〜１３．０原子％であることが好ましく、９．０〜１１．０原子％であることがより好ましい。

Ｃの含有量（ｆ）は、０．０〜４．０原子％であることが好ましく、Ｃを添加することで非晶質性が向上する。

なお、Ｆｅは、いわば本実施形態にかかるＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の残部である。

また、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金を用いる場合には、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金の組成をＦｅ_αＭ_βＢ_γＣ_Ωと表す場合に、以下の式を満たすことが好ましい。以下の式を満たすことにより、後述する仮想線合計距離が大きくなる傾向にあり、好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得ることが容易になる傾向にある。さらに、保磁力が低く透磁率が高い軟磁性合金を得ることが容易になる傾向にある。なお、下記組成からなる軟磁性合金は原材料が比較的安価となる。本願におけるＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金には、Ω＝０、すなわち、Ｃを含有しない軟磁性合金も含まれるものとする。

α＋β＋γ＋Ω＝１００
１．０≦β≦１４．１
２．０≦γ≦２０．０
０．０≦Ω≦４．０

Ｍは遷移金属元素である。好ましくは、Ｎｂ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される１種以上である。また、ＭとしてＮｂ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される１種以上を含有することがさらに好ましい。

Ｍの含有量（β）は、１．０〜１４．１原子％であることが好ましく、７．０〜１０．１原子％であることがさらに好ましい。

また、Ｍに含まれるＣｕの含有量は、軟磁性合金全体を１００原子％として０．０〜２．０原子％であることが好ましく、０．１〜１．０原子％であることがさらに好ましい。ただし、Ｍの含有量が７．０原子％未満の場合には、Ｃｕを含まない方が好ましい場合もある。

Ｂの含有量（γ）は、２．０〜２０．０原子％であることが好ましい。また、ＭとしてＮｂを含む場合には４．５〜１８．０原子％であることが好ましく、ＭとしてＺｒおよび／またはＨｆを含む場合には２．０〜８．０原子％であることが好ましい。Ｂの含有量が小さいほど非晶質性が低下する傾向にある。Ｂの含有量が大きいほど後述する極大点の数が減少する傾向にある。

Ｃの含有量（Ω）は、０．０〜４．０原子％であることが好ましい。Ｃを添加することにより非晶質性が向上する傾向にある。Ｃの含有量が大きいほど後述する極大点の数が減少する傾向にある。

ここで、本実施形態に係る軟磁性合金が有するＦｅ組成ネットワーク相について説明する。

Ｆｅ組成ネットワーク相とは、軟磁性合金の平均組成よりもＦｅの含有量が高い相のことである。本実施形態に係る軟磁性合金のＦｅ濃度分布を３次元アトムプローブ（以下、３ＤＡＰと表記する場合がある）を用いて厚み５ｎｍで観察すると図１のようにＦｅ含有量が高い部分がネットワーク状に分布している状態が観察できる。当該分布を三次元化した模式図が図２である。なお、図１は後述する実施例、試料Ｎｏ．３９に対して３ＤＡＰを用いて観察した結果である。

従来のＦｅ含有軟磁性合金は複数のＦｅ含有量が高い部分がそれぞれ球体形状または略球体形状をなし、Ｆｅ含有量が低い部分を介してバラバラに存在していた。本実施形態に係る軟磁性合金は、図２のようにＦｅ含有量が高い部分がネットワーク状に繋がって分布していることに特徴がある。

Ｆｅ組成ネットワーク相の態様は、後述する仮想線合計距離および仮想線平均距離を測定することにより定量化することができる。

以下、本実施形態におけるＦｅ組成ネットワーク相の解析手順について図面を用いて説明することにより、仮想線合計距離および仮想線平均距離の算出方法について説明する。

まず、Ｆｅ組成ネットワーク相の極大点の定義と極大点の確認方法について説明する。Ｆｅ組成ネットワーク相の極大点とは、局所的にＦｅ含有量が周囲よりも高くなる点のことである。

１辺の長さが４０ｎｍの立方体を測定範囲とし、当該立方体を１辺の長さが１ｎｍの立方体形状のグリッドごとに分割する。すなわち、一つの測定範囲にグリッドが４０×４０×４０＝６４０００個存在する。

次に、各グリッドに含まれるＦｅ含有量を評価する。そして、全てのグリッドにおけるＦｅ含有量の平均値（以下、閾値と表記することがある）を算出する。当該Ｆｅ含有量の平均値は、各軟磁性合金の平均組成から算出される値と実質的に同等な値となる。

次に、Ｆｅ含有量が閾値を超えるグリッドであり、全ての隣接グリッドのＦｅ含有量以上のＦｅ含有量であるグリッドを極大点とする。図３には極大点を探索する工程を示すモデルを示す。各グリッド１０の内部に記載した数字が各グリッドに含まれるＦｅ含有量を表す。隣接する全ての隣接グリッド１０ｂのＦｅ含有量以上のＦｅ含有量であるグリッドを極大点１０ａとする。

また、図３には、１個の極大点１０ａに対して８個の隣接グリッド１０ｂが記載されているが、実際には、図３の極大点１０ａの手前および奥にも隣接グリッド１０ｂが９個ずつ存在する。すなわち、１つの極大点１０ａに対して隣接グリッド１０ｂが２６個存在する。

また、測定範囲の端部に位置するグリッド１０については、測定範囲の外側についてＦｅ含有量０のグリッドが存在するとみなす。

次に、図４に示すように、測定範囲に含まれる全極大点１０ａ間を結ぶ線分を生成する。また、この線分が仮想線である。仮想線を結ぶ際には、各グリッドの中心と中心とを結ぶ。なお、図４〜図７においては、説明の便宜上、極大点１０ａを丸印で表記する。丸印の内部に記載された数字はＦｅ含有量である。

次に、図５に示すように、閾値よりも高いＦｅ含有量である領域（＝Ｆｅ組成ネットワーク相）２０ａおよび閾値以下のＦｅ含有量である領域２０ｂを区分けする。そして、図６に示すように、領域２０ｂを通過する仮想線を削除する。

また、４０ｎｍ×４０nｍ×４０ｎｍの測定範囲内の最表面に存在するグリットの極大点と、同一最表面に存在する別のグリッドの極大点と、を結ぶ仮想線は削除する。また、後述する仮想線平均距離及び仮想線標準偏差を算出するときには、最表面に存在するグリッドの極大点を通る仮想線を計算から除外する。

次に、図７に示すように、仮想線が三角形を構成する部分であって当該三角形の内側に領域２０ｂがない場合には、当該三角形を構成する三本の仮想線のうち、最も長い線分を一本削除する。最後に、極大点同士が隣接するグリッドにある場合について、その極大点同士を結ぶ仮想線を削除する。

測定範囲内に残った仮想線の長さを合計することで仮想線合計距離を算出する。さらに、仮想線の本数を算出し、仮想線１本当たりの距離である仮想線平均距離を算出する。

なお、仮想線を有さない極大点、および、仮想線を有さない極大点の周囲に存在している閾値よりも高いＦｅ含有量である領域もＦｅ組成ネットワーク相に含まれるとする。

以上に示す測定は、それぞれ異なる測定範囲で数回行うことで、算出される結果の精度を十分に高いものとすることができる。好ましくは、それぞれ異なる測定範囲で３回以上、測定を行う。

本実施形態に係る軟磁性合金が有するＦｅ組成ネットワーク相は、軟磁性合金１μｍ^３あたりの仮想線合計距離が１０ｍｍ〜２５ｍｍである。仮想線平均距離、すなわち仮想線の距離の平均が６ｎｍ以上１２ｎｍ以下である。

本実施形態に係る軟磁性合金は、仮想線合計距離および仮想線平均距離が上記の範囲内であるＦｅ組成ネットワーク相を有することにより、保磁力が低く透磁率が高く、特に高周波での軟磁性特性に優れた軟磁性合金を得ることができる。

好ましくは、前記仮想線の距離の標準偏差が６ｎｍ以下である。

好ましくは、距離が４ｎｍ以上１６ｎｍ以下である前記仮想線の存在割合が８０％以上である。

さらに、前記軟磁性合金全体に占める前記Ｆｅ組成ネットワーク相の体積割合（閾値よりも高いＦｅ含有量である領域２０ａおよび閾値以下のＦｅ含有量である領域２０ｂの合計に占める閾値よりも高いＦｅ含有量である領域２０ａの体積割合）が２５ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下であることが好ましく、３０ｖｏｌ％以上４０ｖｏｌ％以下であることがさらに好ましい。

Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の場合とＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金の場合とを比較すると、仮想線合計距離はＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金の場合の方が長い傾向にある。また、仮想線平均距離はＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の場合の方が長い傾向にある。

そして、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の場合とＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金の場合とを比較すると、保磁力はＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の方が低い傾向にあり、透磁率はＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の方が高い傾向にある。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法について説明する

本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法には特に限定はない。例えば単ロール法により本実施形態に係る軟磁性合金の薄帯を製造する方法がある。

単ロール法では、まず、最終的に得られる軟磁性合金に含まれる各金属元素の純金属を準備し、最終的に得られる軟磁性合金と同組成となるように秤量する。そして、各金属元素の純金属を溶解し、混合して母合金を作製する。なお、前記純金属の溶解方法には特に制限はないが、例えばチャンバー内で真空引きした後に高周波加熱にて溶解させる方法がある。なお、母合金と最終的に得られる軟磁性合金とは通常、同組成となる。

次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（浴湯）を得る。溶融金属の温度には特に制限はないが、例えば１２００〜１５００℃とすることができる。

単ロール法に用いられる装置の模式図を図８に示す。本実施形態に係る単ロール法においては、チャンバー３５内部において、ノズル３１から溶融金属３２を矢印の方向に回転しているロール３３へ噴射し供給することでロール３３の回転方向へ薄帯３４が製造される。なお、本実施形態ではロール３３の材質には特に制限はない。例えばＣｕからなるロールが用いられる。

単ロール法においては、主にロール３３の回転速度を調整することで得られる薄帯の厚さを調整することができるが、例えばノズル３１とロール３３との間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さには特に制限はないが、例えば１５〜３０μｍとすることができる。

後述する熱処理前の時点では、薄帯は非晶質であることが好ましい。非晶質である薄帯に対して後述する熱処理を施すことにより、上記の好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得ることができる。

なお、熱処理前の軟磁性合金の薄帯が非晶質か否かを確認する方法には特に制限はない。ここで、薄帯が非晶質であるとは、薄帯に結晶が含まれていないということである。例えば、粒径０．０１〜１０μｍ程度の結晶の有無については、通常のＸ線回折測定により確認することができる。また、上記の非晶質中に結晶が存在するが結晶の体積割合が小さい場合には、通常のＸ線回折測定では結晶がないと判断されてしまう。この場合の結晶の有無については、例えば、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡を用いて、制限視野回折像、ナノビーム回折像、明視野像または高分解能像を得ることで確認できる。制限視野回折像またはナノビーム回折像を用いる場合、回析パターンにおいて非晶質の場合にはリング状の回折が形成されるのに対し、非晶質ではない場合には結晶構造に起因した回折斑点が形成される。また、明視野像または高分解能像を用いる場合には、倍率１．００×１０^５〜３．００×１０^５倍で目視にて観察することで結晶の有無を確認できる。なお、本明細書では、通常のＸ線回折測定により結晶が有ることが確認できる場合には「結晶が有る」とし、通常のＸ線回折測定では結晶が有ることが確認できないが、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡を用いて、制限視野回折像、ナノビーム回折像、明視野像または高分解能像を得ることで結晶が有ることが確認できる場合には、「微結晶が有る」とする。

ここで、本発明者らは、ロール３３の温度およびチャンバー３５内部の蒸気圧を適切に制御することで、熱処理前の軟磁性合金の薄帯を非晶質にしやすくなり、熱処理後に好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得られやすくなることを見出した。具体的には、ロール３３の温度を５０〜７０℃、好ましくは７０℃とし、露点調整を行ったＡｒガスを用いてチャンバー３５内部の蒸気圧を１１ｈＰａ以下、好ましくは４ｈＰａ以下とすることにより、軟磁性合金の薄帯を非晶質にしやすくなることを見出した。

従来、単ロール法においては、冷却速度を向上させ、溶融金属３２を急冷させることが好ましいと考えられており、溶融金属３２とロール３３との温度差を広げることで冷却速度を向上させることが好ましいと考えられていた。そのため、ロール３３の温度は通常、５〜３０℃程度とすることが好ましいと考えられていた。しかし、本発明者らは、ロール３３の温度を５０〜７０℃と従来の単ロール法より高温にし、さらにチャンバー３５内部の蒸気圧を１１ｈＰａ以下とすることで、溶融金属３２が均等に冷却され、得られる軟磁性合金の熱処理前の薄帯を均一な非晶質にしやすくなることを見出した。なお、チャンバー内部の蒸気圧の下限は特に存在しない。露点調整したアルゴンを充填して蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよく、真空に近い状態として蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよい。また、蒸気圧が高くなると熱処理前の薄帯を非晶質にしにくくなり、非晶質になっても、後述する熱処理後に上記の好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得にくくなる。

得られた薄帯３４を熱処理することで上記の好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得ることができる。この際に薄帯３４が完全な非晶質であると上記の好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得やすくなる。

熱処理条件には特に制限はない。軟磁性合金の組成により好ましい熱処理条件は異なる。通常、好ましい熱処理温度は概ね５００〜６００℃、好ましい熱処理時間は概ね０．５〜１０時間となる。しかし、組成によっては上記の範囲を外れたところに好ましい熱処理温度および熱処理時間が存在する場合もある。

また、本実施形態に係る軟磁性合金を得る方法として、上記した単ロール法以外にも、例えば水アトマイズ法またはガスアトマイズ法により本実施形態に係る軟磁性合金の粉体を得る方法がある。以下、ガスアトマイズ法について説明する。

ガスアトマイズ法では、上記した単ロール法と同様にして１２００〜１５００℃の溶融合金を得る。その後、前記溶融合金をチャンバー内で噴射させ、粉体を作製する。

このとき、ガス噴射温度を５０〜１００℃とし、チャンバー内の蒸気圧４ｈＰａ以下とすることで、最終的に上記の好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得やすくなる。

ガスアトマイズ法で粉体を作製した後に、５００〜６５０℃で０．５〜１０分、熱処理を行うことで、各粉体同士が焼結し粉体が粗大化することを防ぎつつ元素の拡散を促し、熱力学的平衡状態に短時間で到達させることができ、歪や応力を除去することができ、Ｆｅ組成ネットワーク相を得やすくなる。そして、特に高周波領域において良好な軟磁性特性を有する軟磁性合金粉末を得ることができる。

以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されない。

本実施形態に係る軟磁性合金の形状には特に制限はない。上記した通り、薄帯形状や粉末形状が例示されるが、それ以外にもブロック形状等も考えられる。

本実施形態に係る軟磁性合金の用途には特に制限はない。例えば、磁心が挙げられる。インダクタ用、特にパワーインダクタ用の磁心として好適に用いることができる。本実施形態に係る軟磁性合金は、磁心の他にも薄膜インダクタ、磁気ヘッド、変圧トランスにも好適に用いることができる。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法について説明するが、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法は下記の方法に限定されない。

薄帯形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、薄帯形状の軟磁性合金を巻き回す方法や積層する方法が挙げられる。薄帯形状の軟磁性合金を積層する際に絶縁体を介して積層する場合には、さらに特性を向上させた磁芯を得ることができる。

粉末形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、適宜バインダと混合した後、金型を用いて成形する方法が挙げられる。また、バインダと混合する前に、粉末表面に酸化処理や絶縁被膜等を施すことにより、比抵抗が向上し、より高周波帯域に適合した磁心となる。

成形方法に特に制限はなく、金型を用いる成形やモールド成形などが例示される。バインダの種類に特に制限はなく、シリコーン樹脂が例示される。軟磁性合金粉末とバインダとの混合比率にも特に制限はない。例えば軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜１０質量％のバインダを混合させる。

例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜５質量％のバインダを混合させ、金型を用いて圧縮成形することで、占積率（粉末充填率）が７０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４Ｔ以上、かつ比抵抗が１Ω・ｃｍ以上である磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的なフェライト磁心よりも優れた特性である。

また、例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜３質量％のバインダを混合させ、バインダの軟化点以上の温度条件下の金型で圧縮成形することで、占積率が８０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．９Ｔ以上、かつ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上である圧粉磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的な圧粉磁心よりも優れた特性である。

さらに、上記の磁心を成す成形体に対し、歪取り熱処理として成形後に熱処理することで、さらにコアロスが低下し、有用性が高まる。

また、上記磁心に巻線を施すことでインダクタンス部品が得られる。巻線の施し方およびインダクタンス部品の製造方法には特に制限はない。例えば、上記の方法で製造した磁心に巻線を少なくとも１ターン以上巻き回す方法が挙げられる。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、巻線コイルが磁性体に内蔵されている状態で加圧成形し一体化することでインダクタンス部品を製造する方法がある。この場合には高周波かつ大電流に対応したインダクタンス部品を得やすい。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、軟磁性合金粒子にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した軟磁性合金ペースト、および、コイル用の導体金属にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した導体ペーストを交互に印刷積層した後に加熱焼成することで、インダクタンス部品を得ることができる。あるいは、軟磁性合金ペーストを用いて軟磁性合金シートを作製し、軟磁性合金シートの表面に導体ペーストを印刷し、これらを積層し焼成することで、コイルが磁性体に内蔵されたインダクタンス部品を得ることができる。

ここで、軟磁性合金粒子を用いてインダクタンス部品を製造する場合には、最大粒径が篩径で４５μｍ以下、中心粒径（Ｄ５０）が３０μｍ以下の軟磁性合金粉末を用いることが、優れたＱ特性を得る上で好ましい。最大粒径を篩径で４５μｍ以下とするために、目開き４５μｍの篩を用い、篩を通過する軟磁性合金粉末のみを用いてもよい。

最大粒径が大きな軟磁性合金粉末を用いるほど高周波領域でのＱ値が低下する傾向があり、特に最大粒径が篩径で４５μｍを超える軟磁性合金粉末を用いる場合には、高周波領域でのＱ値が大きく低下する場合がある。ただし、高周波領域でのＱ値を重視しない場合には、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を使用可能である。バラツキの大きな軟磁性合金粉末は比較的安価で製造できるため、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を用いる場合には、コストを低減することが可能である。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

（実験１：試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２６）
Ｆｅ：７３．５原子％、Ｓｉ：１３．５原子％、Ｂ：９．０原子％、Ｎｂ：３．０原子％、Ｃｕ：１．０原子％の組成の母合金が得られるように純金属材料をそれぞれ秤量した。そして、チャンバー内で真空引きした後、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属とした後に、規定ロール温度及び規定蒸気圧下で単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作成した。また、ロールの回転数を適切に調整することで得られる薄帯の厚さを２０μｍとした。次に、作製した各薄帯に対して熱処理を行い、単板状の試料を得た。

実験１では、ロールの温度、蒸気圧および熱処理条件を変化させて表１に示す各試料を作製した。露点調整を行ったＡｒガスを用いることで蒸気圧を調整した。

また、熱処理前の各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、結晶の有無を確認した。さらに、透過電子顕微鏡を用いて制限視野回折像および３０万倍で明視野像を観察し微結晶の有無を確認した。その結果、各実施例の薄帯には結晶および微結晶が存在せず非晶質であることを確認した。

そして、各薄帯を熱処理した後の各試料の保磁力、周波数１ｋＨｚでの透磁率および周波数１ＭＨｚでの透磁率を測定した。結果を表１に示す。本実施例では、保磁力は１．０Ａ／ｍ以下である場合を良好とした。周波数１ｋＨｚでの透磁率は９．０×１０^４以上である場合を良好とした。また、周波数１ＭＨｚでの透磁率は２．３×１０^３以上である場合を良好とした。

さらに、各試料について３ＤＡＰ（３次元アトムプローブ）を用いて、仮想線合計距離、仮想線平均距離、仮想線標準偏差について測定した。さらに、長さ４〜１６ｎｍの仮想線の存在割合およびＦｅネットワーク組成相の体積割合を測定した。結果を表１に示す。なお、仮想線合計距離欄に「＜１」と記載した試料は、Ｆｅ極大点とＦｅ極大点との間に仮想線が存在しない試料である。ただし、Ｆｅ極大点とＦｅ極大点とが隣接している場合には、仮想線合計距離を算出する際に、二つの隣接しているＦｅ極大点の間に、極めて短い仮想線が存在しているとされる場合がある。その結果、仮想線合計距離が０．０００１ｍｍ／μｍ^３であるとされる場合がある。したがって、本願では仮想線合計距離が０ｍｍ／μｍ^３であるとされる場合と、０．０００１ｍｍ／μｍ^３であるとされる場合とを含む記載として、仮想線合計距離欄に「＜１」と記載している。なお、仮想線平均距離および仮想線標準偏差を算出する際には、そのような極めて短い仮想線は存在しないとして算出する。

表１より、ロール温度が５０〜７０℃であり、かつ３０℃のチャンバー内において１１ｈＰａ以下に蒸気圧を制御し、熱処理条件が５００〜６００℃で０．５〜１０時間である実施例では非晶質の薄帯が得られた。そして、当該薄帯を熱処理することで、良好なＦｅネットワークを形成した。そして、保磁力が低下し、透磁率が向上した。

これに対し、ロール温度が３０℃の比較例（試料Ｎｏ．２２〜２６）、もしくは、ロール温度が５０℃または７０℃であり、１１ｈＰａより蒸気圧が高い比較例（試料Ｎｏ．１，２，１６，１７）では、熱処理後、好ましいＦｅネットワーク相の条件となる仮想線合計距離および／または仮想線平均距離が所定の範囲外であるか、仮想線が観察されない傾向があった。すなわち、薄帯製造時にロール温度が低すぎる場合および蒸気圧が高すぎる場合には、薄帯を熱処理した後に、良好なＦｅネットワークが形成できなかった。

また、熱処理温度が低すぎる場合（試料Ｎｏ．１１）および熱処理時間が短すぎる場合（試料Ｎｏ．７）では好ましいＦｅネットワークが形成されなかった。そして、実施例より保磁力が高く、透磁率が低くなった。また、熱処理温度が高い場合（試料Ｎｏ．１５）および熱処理時間が長すぎる場合（試料Ｎｏ．１０）ではＦｅの極大点が減少する傾向があった。また、試料Ｎｏ．１５においては熱処理温度を高くすると保磁力が急激に悪化し、透磁率が急激に減少する傾向があった。これは、軟磁性合金の一部がボライド（Ｆｅ_２Ｂ）を形成したためであると考える。また、試料Ｎｏ．１５がボライドを形成していることはＸ線回折測定を用いて確認した。

（実験２）
母合金の組成を変化させロール温度を７０℃としチャンバー内の蒸気圧を４ｈＰａとして実験１と同様にして実験を行った。また熱処理温度に関しては、各組成について４５０℃，５００℃，５５０℃，６００℃および６５０℃で熱処理を行い、保磁力が最低になる温度を熱処理温度とした。そして、表２および表３には、前記保磁力が最低となる温度における特性を記載した。すなわち、試料によって熱処理温度が異なる。Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の組成で実験を行った結果を表２に、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の組成で実験を行った結果を表３に示す。

Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の組成の場合には、上記の良好なＦｅネットワークが形成され保磁力は２．０Ａ／ｍ以下である場合を良好とした。周波数１ｋＨｚでの透磁率は５．０×１０^４以上である場合を良好とした。また、周波数１ＭＨｚでの透磁率は２．０×１０^３以上である場合を良好とした。Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の組成の場合には、保磁力は２０Ａ／ｍ以下である場合を良好とした。周波数１ｋＨｚでの透磁率は２．０×１０^４以上である場合を良好とした。また、周波数１ＭＨｚでの透磁率は１．３×１０^３以上である場合を良好とした。

また、試料Ｎｏ．３９について３ＤＡＰを用いて厚み５ｎｍで観察した。結果を図１に示す。図１より、試料Ｎｏ．３９の実施例では、Ｆｅ含有量が高い部分がネットワーク状に分布していることが分かる。

表２および表３に示すように母合金の組成を変化させても単ロール法でロール温度を７０℃かつ蒸気圧を４ｈＰａにして得られる薄帯が非晶質を形成することができ、かつ適正な温度で熱処理を行うことで、好ましいＦｅ組成ネットワーク相が形成され、保磁力が低下し、透磁率が向上した。

表２に示すＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の組成を有する実施例では極大点の数が比較的少なく、表３に示すＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の組成を有する実施例では極大点の数が比較的多い傾向にあった。

表２に示すＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成、特に試料Ｎｏ．３２〜３６では、Ｃｕを少量添加することでＦｅの極大点の数が増える傾向にあった。また、Ｃｕの含有量が多すぎると単ロール法で得られる熱処理前の薄帯が結晶を含み、良好なＦｅネットワークを形成されない傾向があった。

表２に示すＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成、特に試料Ｎｏ４３から４７では、Ｎｂの含有量が少ない試料ほど単ロール法で得られる薄帯が結晶を含みやすい傾向を示した。またＮｂの含有量が３〜５原子％の範囲外である場合には、Ｎｂの含有量が３〜５原子％の範囲内である場合と比較して仮想線合計距離が減少し透磁率が減少しやすい傾向があった。

表２に示すＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成、特に試料Ｎｏ２７から３１ではＢの含有量が少ない試料ほど単ロール法で得られる熱処理前の薄帯が微結晶を持ちやすい傾向にあった。Ｂの含有量が多い試料ほど仮想線合計距離が減少し透磁率が減少しやすい傾向にあった。

表２に示すＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成、特に試料Ｎｏ．３７から４２ではＳｉの含有量が少ない試料ほど透磁率が減少する傾向にあった。

表２に示すＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成、特に試料Ｎｏ．５５から５６ではＣを含有することでＦｅ量を増加させた範囲においても非晶質を保つことができ良好なＦｅネットワークを形成する傾向があった。

表３に示すＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成、特に試料Ｎｏ．６１から６５では、Ｍの含有量が少ない試料ほど単ロール法で得られる熱処理前の薄帯が結晶を含む傾向にあった。

表３で示すＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成、特に試料Ｎｏ．６６から７０では、Ｂの含有量が少ない試料ほど単ロール法で得られる熱処理前の薄帯が結晶を含む傾向にあった。Ｂの含有量が多い試料ほど仮想線合計距離が減少する傾向にあった。

表３の試料Ｎｏ．７１〜１０３についても同様に検討を行った結果、ロール温度を７０℃としチャンバー内の蒸気圧を４ｈＰａとして作製した適切な組成を有する軟磁性合金薄帯が非晶質を形成した。そして、適切な熱処理をすることでＦｅのネットワーク構造を有し、保磁力が低く、透磁率が高くなる傾向にあった。

また、表２の試料Ｎｏ．３９と表３の試料Ｎｏ．６３について、極大点と極大点の間の仮想線の長さに対する各長さの仮想線数割合をグラフ化した。グラフ化した結果が図９である。図９の横軸に仮想線の長さを、縦軸に仮想線数割合を記載した。図９のグラフを作成するに当たっては、長さが０以上、２ｎｍ未満の仮想線については仮想線の長さを１ｎｍ、長さが２ｎｍ以上、４ｎｍ未満の仮想線については仮想線の長さを３ｎｍ、長さが４ｎｍ以上、６ｎｍ未満の仮想線については仮想線の長さを５ｎｍとし、以下同様としている。そして、各仮想線の長さに対する仮想線数割合をプロットし、プロットした点を直線で結ぶことでグラフを作成している。なお、図９の横軸の単位はｎｍである。

図９より、表２に示すＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成の方が表３に示すＦｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成よりも仮想線の長さのばらつきが大きいことがわかる。

（実験４）
Ｆｅ：７３．５原子％、Ｓｉ：１３．５原子％、Ｂ：９．０原子％、Ｎｂ：３．０原子％、Ｃｕ：１．０原子％の組成の母合金が得られるように純金属材料をそれぞれ秤量した。そして、チャンバー内で真空引きした後、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属としたのちガスアトマイズ法により下表４に示す規定の条件下で前記金属を噴射させ、粉体を作成した。実験４では、ガス噴射温度、チャンバー内の蒸気圧を変化させて試料Ｎｏ．１０４〜１０７を作製した。蒸気圧調整は露点調整をおこなったＡｒガスを用いることで行った。

熱処理前の各粉体に対してＸ線回折測定を行い、結晶の有無を確認した。さらに、透過電子顕微鏡で制限視野回折像および明視野像を観察した。その結果、各粉体には結晶が存在せず完全な非晶質であることを確認した。

そして、得られた各粉体を熱処理した後に保磁力を測定した。そして、Ｆｅ組成ネットワークについて各種測定を行った。熱処理の温度はＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成の試料では５５０℃、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成の試料では６００℃とした。熱処理の時間は１時間とした。実験４では、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成（試料Ｎｏ．１０４および１０５）では保磁力が３０Ａ／ｍ以下の場合を良好とした。Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成（試料Ｎｏ．１０６および１０７）では保磁力が１００Ａ／ｍ以下の場合を良好とした。

試料Ｎｏ．１０５および１０７では、完全な非晶質の粉体を適切に熱処理することで、良好なＦｅネットワークを形成した。しかしながら、ガス温度が３０℃と低すぎ、蒸気圧が２５ｈＰａと高すぎる試料Ｎｏ．１０４および１０６の比較例は、熱処理後の仮想線合計距離および仮想線平均距離が短くなり、好ましいＦｅ組成ネットワークが形成できず、保磁力が高くなった。

表４で示す比較例及び実施例を比較するとガス噴射温度を変更することで非晶質である軟磁性合金粉末が得られ、非晶質である軟磁性合金粉末に熱処理をすることで薄帯の場合と同様に仮想線合計距離および仮想線平均距離が増加し好ましいＦｅ組成ネットワーク構造が得られることがわかった。また、保磁力についても、実験１〜３の薄帯と同様にＦｅのネットワーク構造を有することで保磁力が小さくなる傾向を示した。

１０… グリッド
１０ａ… 極大点
１０ｂ… 隣接グリッド
２０ａ…閾値よりも高いＦｅ含有量である領域
２０ｂ…閾値以下のＦｅ含有量である領域
３１… ノズル
３２… 溶融金属
３３… ロール
３４… 薄帯
３５… チャンバー

（実験１：試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２５）
Ｆｅ：７３．５原子％、Ｓｉ：１３．５原子％、Ｂ：９．０原子％、Ｎｂ：３．０原子％、Ｃｕ：１．０原子％の組成の母合金が得られるように純金属材料をそれぞれ秤量した。そして、チャンバー内で真空引きした後、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。

これに対し、ロール温度が３０℃の比較例（試料Ｎｏ．２２〜２５）、もしくは、ロール温度が５０℃または７０℃であり、１１ｈＰａより蒸気圧が高い比較例（試料Ｎｏ．１，２，１６，１７）では、熱処理後、好ましいＦｅネットワーク相の条件となる仮想線合計距離および／または仮想線平均距離が所定の範囲外であるか、仮想線が観察されない傾向があった。すなわち、薄帯製造時にロール温度が低すぎる場合および蒸気圧が高すぎる場合には、薄帯を熱処理した後に、良好なＦｅネットワークが形成できなかった。

（実験３）
Ｆｅ：７３．５原子％、Ｓｉ：１３．５原子％、Ｂ：９．０原子％、Ｎｂ：３．０原子％、Ｃｕ：１．０原子％の組成の母合金が得られるように純金属材料をそれぞれ秤量した。そして、チャンバー内で真空引きした後、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属としたのちガスアトマイズ法により下表４に示す規定の条件下で前記金属を噴射させ、粉体を作成した。実験３では、ガス噴射温度、チャンバー内の蒸気圧を変化させて試料Ｎｏ．１０４〜１０７を作製した。蒸気圧調整は露点調整をおこなったＡｒガスを用いることで行った。

そして、得られた各粉体を熱処理した後に保磁力を測定した。そして、Ｆｅ組成ネットワークについて各種測定を行った。熱処理の温度はＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成の試料では５５０℃、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成の試料では６００℃とした。熱処理の時間は１時間とした。実験３では、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成（試料Ｎｏ．１０４および１０５）では保磁力が３０Ａ／ｍ以下の場合を良好とした。Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成（試料Ｎｏ．１０６および１０７）では保磁力が１００Ａ／ｍ以下の場合を良好とした。

Claims (5)

1. Ｆｅを主成分とする軟磁性合金であって、
   前記軟磁性合金はＦｅ含有量が前記軟磁性合金の平均組成よりも多い領域が繋がっているＦｅ組成ネットワーク相からなり、
   前記Ｆｅ組成ネットワーク相は、局所的にＦｅ含有量が周囲よりも高くなるＦｅ含有量の極大点を有し、
   互いに隣接する前記極大点間を結ぶ仮想線を設定した場合において、前記軟磁性合金１μｍ^３あたりの仮想線合計距離が１０ｍｍ〜２５ｍｍであり、
   仮想線平均距離が６ｎｍ以上１２ｎｍ以下であることを特徴とする軟磁性合金。
2. 前記仮想線の距離の標準偏差が６ｎｍ以下である請求項１に記載の軟磁性合金。
3. 距離が４ｎｍ以上１６ｎｍ以下である前記仮想線の存在割合が８０％以上である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
4. 前記軟磁性合金全体に占める前記Ｆｅ組成ネットワーク相の体積割合が２５ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下である請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金。
5. 前記Ｆｅ組成ネットワーク相の含有体積割合が３０ｖｏｌ％以上４０ｖｏｌ％以下である請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金。

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